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316Ti不锈钢管在模拟核电高温高压水中的腐蚀疲劳裂纹断口研究

来源:至德钢业 日期:2018-12-08 22:19:11 人气:206

本文研究了轻水堆核电站关键设备材料316Ti不锈钢管在模拟核电高温高压水环境下的低周疲劳裂纹断口,讨论了疲劳裂纹扩展、断口特征及环境致裂机理。结果表明疲劳裂纹为穿晶扩展,且呈折线状,裂纹之间相互交叉、连接、分叉呈现出典型的多裂纹特征;高变速率时裂纹短且数目多,低应变速率时裂纹长但数目少,并且高应变速率的辉纹间距小于低应变速率时的;裂纹尖端产生严重塑性变形,并伴有一些滑移带生成,裂纹尖端或者两侧铁素体/基体界面出现二次裂纹。讨论了裂纹扩展滑移溶解机理。

1.前言 

核能作为一种高效,经济,清洁的能源,在解决能源危机,改善环境方面有显著优势,然而制约核电迅速发展的一个关键因素是核电站的安全问题。因为轻水堆核电站的服役环境为高温高压水,并且构件材料都承受一定的服役应力,所以不可避免的存在腐蚀问题,典型的如腐蚀疲劳,应力腐蚀,冲刷腐蚀,缝隙腐蚀,点蚀等等,对核电站的安全运行构成很大的潜在威胁。根据国外核电站运行的经验及腐蚀调查[1,2],腐蚀疲劳是核电站压力构件材料环境致裂(EAC)的主要潜在形式之一。316Ti不锈钢管主要用于压水堆稳压器波动管、管嘴热套筒、上充泵泵体和核潜艇蒸汽发生器等。国内外对其辐照性能、电化学性能、力学性能、晶间腐蚀性能研究[3,4,5]较多,而对其腐蚀疲劳研究较少,因此研究316Ti不锈钢管在高温高压水环境下腐蚀疲劳性能,弄清其环境致裂机理,具有重要的理论意义和实际意义。本文主要研究了轻水堆核电站结构材料316Ti不锈钢管在模拟核电高温高压水环境下的低周腐蚀疲劳行为,讨论了疲劳裂纹扩展断口特征及环境致裂机理。

2. 实验方法

实验用材料为国产316Ti不锈钢管,其主要化学成分为(mass%): C 0.07Si 0.63Mn 1.76Ni 13.17Cr 18.35Mo 2.34Ti 0.62N 0.03,其余为Fe。热处理是先1100℃淬火,然后800℃回火。金相组织主要为奥氏体,但也有少量的铁素体;夹杂物主要是TiNTiC、富MoTiC和中间富铝、镁氧化物的TiN。疲劳样品为光滑圆棒试样,标距为16 mm,直径为8 mm

腐蚀疲劳实验是在带有高温高压循环水回路的疲劳试验装置上进行的,采用三角波轴向应变控制,应变范围为1.5%,应变速率为0.1% s-10.001% s-1。实验环境为模拟核电高温高压纯水, 温度为288 ℃,压力为8 MPa, 氧含量为0.1μL/L, pH值在6.2-6.5之间,电导率控制在0.2 μS/cm范围内。

试样失效的评判规定: 当峰值应力下降到最大稳定应力值的75%时判试样失效,其对应的循环次数N25定义为疲劳寿命。实验后分别用金相显微镜、X射线衍射仪(XRD),用体式显微镜和带有X射线能量散射谱(EDX)的扫描电子显微镜(SEM)观察疲劳裂纹及断口形貌。

3. 结果与讨论

3.1 表面裂纹观察

1为样品标距段的表面裂纹形貌。如图所示,当应变速率较低时(0.001% s-1),样品表面有大量二次裂纹,并且裂纹较长(图1a));当应变速率较高时(0.1% s-1),样品表面也有大量的二次裂纹,并且裂纹较短(图1b)),并且低应变速率样品疲劳寿命(N25=381)明显低于高应变速率(N25=2023)。表面裂纹之间相互连接(图2a)、交叉(图2b)、分叉(图2c),呈现典型的多裂纹特征。

3.2 断口及表面氧化物观察

3是样品在液氮浸泡后敲断观察断口,白色箭头所指是裂纹源。如图所示,无论高应变速率还是低应变速率,都表现典型的多裂纹起始特征,并且裂纹扩展断口凸凹不平,这主要是由于裂纹之间相互交叉、连接、分叉。值得注意的是高应变速率时(图3a),裂纹源多于低应变速率(图3b)的样品,并且高应变速率的裂纹较短,而低应变速率的裂纹较长,这和图2中的表面裂纹相一致。由于低应变速率时裂纹尖端暴露在高温水的时间较高应变速率长,腐蚀环境加速了裂尖的溶解,促使裂纹扩展,因此低应变速率的裂纹较高应变速率长。

4是图3中的一个裂纹的放大图,从图4a可以看出两个典型的疲劳裂纹扇形花样相交,每个扇形裂纹分为三个区域:裂纹源;放射区(其中有典型的疲劳辉纹)(图4b);快速扩展区(图4c)。放射区出现与裂纹扩展方向相同的河流状花样,疲劳辉纹垂直于河流方向。从图4c看到裂纹快速扩展区有解理特征,并且表面有二次裂纹。图5是裂纹放射区的疲劳辉纹,疲劳辉纹上覆盖大量的铁的氧化物(Fe2O3Fe3O4)。同时发现,低应变速率(图5a)的疲劳辉纹间距明显大于高应变速率(图5c),因为每一条辉纹对应一个疲劳循环周次,辉纹间距对应于这个周次的裂纹扩展距离。每一周次的低应变速率循环的时间远远大于高应变速率,裂纹尖端暴露在高温水中的时间越长,裂纹向前推进的距离(辉纹间距)越大。这也证明了高温水腐蚀环境促进了疲劳裂纹的扩展。

4 a)裂纹全貌(裂纹源),(b)图a中的A区(放射区,疲劳辉纹),(c)图a中的B区(快速扩展区)(其中白色箭头为裂纹扩展方向)

5疲劳辉纹(箭头表示裂纹扩展方向):(a)应变速率0.001% s-1,(b)图a方框的放大图,(c)应变速率0.1% s-1,(d)图c方框的放大图

3.3 横截面观察

6是裂纹扩展的横截面图。从图6a可以看出,疲劳裂纹是典型的穿晶断裂,并且主裂纹呈折线向前扩展。在主裂纹两侧或者裂尖前端(图6b 6c)的铁素体/基体界面出现微裂纹,且裂纹主要沿着铁素体和奥氏体晶界扩展,主要原因铁素体电位低于奥氏体,促使铁素体和奥氏体形成电偶,晶界电偶腐蚀优先溶解,在裂尖高塑性变形下,在晶界形成裂纹。如图7a所示,样品表面的裂纹尖端两侧出现严重的塑性变形,另外在横截面上的裂纹尖端,奥氏体晶粒内也出现了大量的滑移条纹(图7b

3.4 环境致裂机理

目前,对于材料在核电高温高压水中的环境致裂机理主要有两种:氢致开裂模型和滑移溶解模型。氢致开裂模型由Hänninen等人[6]提出. 基本原理是环境中的氢或者裂纹尖端的夹杂物溶解,使裂尖溶液局部酸化,产生的氢原子吸附在裂尖裸露的金属表面,在裂尖应力梯度的作用下向内扩散,然后在裂尖三向应力集中区的夹杂物/基体界面处被捕获, 捕获的氢浓度达到临界值后产生微裂纹,导致氢致开裂. 该模型的主要证据是典型的断口特点,如起始于夹杂物的扇形花样、脆性裂纹面、锯齿开裂、宏观裂纹分叉等。滑移溶解模型由Ford等人[7]提出,基本原理是在外部载荷条件下,裂纹尖端产生局部塑性应变. 当该应变大于裂尖基体材料的应变速率时,基体开始产生滑移台阶,进而使裂尖保护性氧化膜(钝化膜)破裂,暴露出的新鲜表面迅速溶解,从而促使裂纹扩展。

     从本文的实验结果可以看出(如图57),316Ti不锈钢管在高温水中的疲劳裂纹扩展特征符合滑移溶解模型,结合图6的实验现象,提出316Ti疲劳裂纹扩展的滑移溶解模型。假设疲劳裂纹已经在样品表面萌生(疲劳裂纹的萌生机制已经在文献[8]详细讨论),316Ti不锈钢管主要有奥氏体组成,奥氏体属于面心立方晶体,主要变形方式是滑移,当在拉伸应力的作用下, 奥氏体晶粒内部产生大量的滑移带(7b),在小坑底部,由于滑移带内高密度的位错,使暴露在高温水中滑移台阶表面能远大于基体,从而促使滑移台阶迅速溶解。

在高温水中的电化学反应方程如下:

阳极反应:,2+-+2eFeFe®2++12343+4HO+8H2FeFeOe

13422342644FeOHOFeOHe+-+®++

阴极反应:,+-absH+eH®--22O+HO+4e4OH®

滑移台阶溶解形成凹坑,在压应力的作用下,凹坑向内挤压形成裂纹,如此反复进行,裂纹向前扩展, 同时在裂纹表面留下铁的氧化物(如图5b5d),。在主裂纹向前扩展的过程中,裂纹两边或者前端的铁素体/基体界面也出现裂纹。在裂纹两边的铁素体/基体界面出现裂纹

 (6c),主要原因是样品在拉压循环过程中,裂纹尖端产生严重的塑性变形(图10a),而处于裂尖三向应力集中区域的铁素体/基体界面脱落,导致微裂纹。在主裂纹正前端的铁素体/基体界面出现裂纹

 (6b) 的原因:一方面是由于裂尖塑性变形而在界面产生应力集中促使界面脱落;另一方面是由于铁素体的自腐蚀电位低于奥氏体基体[9],在高温水溶液中,两者形成原电池,在界面发生电偶腐蚀,促使裂纹形成。

4. 结论

国产316Ti不锈钢管在模拟核电高温高水中低周疲劳裂纹为穿晶断裂。样品表面产生大量二次裂纹,裂纹呈折线状,裂纹之间相互交叉、连接、分叉表现出典型的多裂纹特征。裂纹尖端产生严重的塑性变形,并伴有滑移带生成,裂纹两侧和正前端铁素体/基体界面也出现微裂纹。高应变速率时裂纹数目多而短,低应变速率时裂纹数目少而长,并且高应变速率的辉纹间距小于低应变速率的辉纹间距。高温高压水促进了疲劳裂纹的扩展,其环境致裂机理可以用滑移溶解模型解释。

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